Ďakujeme, že ste navštívili Nature.com. Verzia prehliadača, ktorú používate, má obmedzenú podporu pre CSS. Pre najlepší zážitok vám odporúčame použiť aktualizovaný prehliadač (alebo vypnúť režim kompatibility v Internet Exploreri). Aby sme zabezpečili nepretržitú podporu, budeme stránku zobrazovať bez štýlov a JavaScriptu.
Biofilmy sú dôležitou zložkou vo vývoji chronických infekcií, najmä ak ide o medicínske zariadenia. Tento problém predstavuje obrovskú výzvu pre lekársku komunitu, pretože štandardné antibiotiká dokážu eradikovať biofilmy len vo veľmi obmedzenom rozsahu. Prevencia tvorby biofilmu viedla k vývoju rôznych metód poťahovania a nových materiálov. Cieľom týchto metód je potiahnuť povrchy spôsobom, ktorý inhibuje tvorbu biofilmu. Ideálny povlak na báze medi a zliatiny medi, najmä zliatiny obsahujúce titán a sklo. Zároveň sa zvýšilo využitie technológie striekania za studena, pretože ide o vhodnú metódu na spracovanie materiálov citlivých na teplotu. Súčasťou tejto štúdie bolo vyvinúť nový antibakteriálny film kovového skla zloženého z ternárneho Cu-Zr-Ni pomocou mechanických legovacích techník. Guľovitý prášok, ktorý tvorí konečný produkt, sa používa ako surovina na nanášanie striekaním za studena na povrchy z nehrdzavejúcej ocele, ktoré boli schopné výrazne znížiť tvorbu biovrstvy na povrchy nehrdzavejúcej ocele pri nízkych teplotách. .
V priebehu ľudskej histórie bola každá spoločnosť schopná navrhnúť a podporiť zavádzanie nových materiálov, ktoré spĺňajú jej špecifické požiadavky, čo viedlo k zlepšeniu výkonnosti a postaveniu v globalizovanej ekonomike1. Vždy sa to pripisovalo ľudskej schopnosti vyvíjať materiály a výrobné zariadenia a návrhy na výrobu a charakterizáciu materiálov s cieľom dosiahnuť úspechy v zdravotníctve, vzdelávaní, priemysle, ekonomike, kultúre a iných oblastiach bez ohľadu na to, či sa pokrok meria z jednej krajiny alebo regiónu do inej krajiny alebo regiónu.2 Počas 60 rokov venovali vedci v oblasti materiálov veľkú časť svojho času zameraniu sa na jeden hlavný problém: hľadanie nových a špičkových materiálov. Nedávny výskum sa zameral na zlepšenie kvality a výkonu existujúcich materiálov, ako aj na syntetizáciu a vynájdenie úplne nových typov materiálov.
Pridanie legujúcich prvkov, modifikácia mikroštruktúry materiálu a aplikácia techník tepelného, ​​mechanického alebo termomechanického spracovania viedli k výraznému zlepšeniu mechanických, chemických a fyzikálnych vlastností rôznych materiálov. Okrem toho sa v tomto bode úspešne syntetizovali doteraz neslýchané zlúčeniny. Tieto vytrvalé snahy splodili novú rodinu inovatívnych materiálov, súhrnne známych ako Advanced Materials2. , amorfné kovové sklá s nulovým rozmerom a zliatiny s vysokou entropiou sú len niektoré príklady pokročilých materiálov uvádzaných na svet od polovice minulého storočia. Pri výrobe a vývoji nových zliatin s vynikajúcimi vlastnosťami, či už v konečnom produkte alebo v medzistupňoch jeho výroby, sa často pridáva problém nevyváženosti. V dôsledku implementácie nových výrobných techník sa výrazne odchýlila od novej triedy kovových skiel, známych kovov, známych zliatin.
Jeho práca v Caltech v roku 1960 priniesla revolúciu v koncepcii kovových zliatin, keď syntetizoval sklovité Au-25 at.% Si zliatiny rýchlym tuhnutím kvapalín rýchlosťou takmer milión stupňov za sekundu. MG zliatiny, takmer všetky kovové sklá boli vyrobené výhradne pomocou jednej z nasledujúcich metód;(i) rýchle tuhnutie taveniny alebo pary, (ii) atómové neusporiadanie mriežky, (iii) amorfizačné reakcie v tuhom stave medzi čistými kovovými prvkami a (iv) prechody metastabilných fáz v tuhom stave.
MG sa vyznačujú tým, že chýbajú atómové usporiadanie s dlhým dosahom spojené s kryštálmi, čo je charakteristická vlastnosť kryštálov. V dnešnom svete sa dosiahol veľký pokrok v oblasti kovového skla. Sú to nové materiály so zaujímavými vlastnosťami, ktoré sú zaujímavé nielen vo fyzike pevných látok, ale aj v metalurgii, povrchovej chémii, technológii, biológii a mnohých ďalších oblastiach, vďaka čomu sa stáva zaujímavým pre rôzne druhy pevných materiálov. y majú niektoré dôležité vlastnosti;(i) vysoká mechanická ťažnosť a medza klzu, (ii) vysoká magnetická permeabilita, (iii) nízka koercivita, (iv) nezvyčajná odolnosť proti korózii, (v) teplotná nezávislosť Vodivosť 6,7.
Mechanické legovanie (MA) 1,8 je relatívne nová technika, ktorá bola prvýkrát predstavená v roku 19839 profesorom CC Kockom a kolegami. Pripravili amorfné prášky Ni60Nb40 mletím zmesi čistých prvkov pri teplote okolia veľmi blízkej teplote miestnosti.Typicky sa MA reakcia uskutočňuje medzi difúznym spájaním práškov reaktantového materiálu v reaktore, zvyčajne vyrobenom z nehrdzavejúcej ocele do guľového mlyna 10 (obr. 1a, b). Odvtedy sa táto mechanicky indukovaná reakčná technika v tuhom stave používa na prípravu nových práškov amorfnej/kovovej zliatiny skla pomocou nízkoenergetických (obr. 1c) a vysokoenergetických1,1 guľových mlynov1,1,2 guľových mlynov1,1.5 Táto metóda sa použila najmä na prípravu nemiešateľných systémov, ako je Cu-Ta17, ako aj zliatin s vysokou teplotou topenia, ako sú systémy prechodových kovov Al (TM; Zr, Hf, Nb a Ta)18,19 a Fe-W20, ktoré nie je možné získať konvenčnými cestami prípravy. Okrem toho je MA považovaný za jeden z najvýkonnejších nástrojov na prípravu nanokompozitných práškových častíc v priemyselnom meradle nanokompozitov. es, nitridy, hydridy, uhlíkové nanorúrky, nanodiamanty, Rovnako ako široká stabilizácia prostredníctvom prístupu zhora nadol 1 a metastabilných štádií.
Schéma znázorňujúca výrobnú metódu použitú na prípravu povlaku z kovového skla (MG) Cu50(Zr50−xNix)/SUS 304 v tejto štúdii.(a) Príprava práškov zliatiny MG s rôznymi koncentráciami Ni x (x; 10, 20, 30 a 40 at.%) pomocou techniky frézovania s nízkou energiou. Atmosféra.(c) Priehľadný model mlecej nádoby znázorňujúci pohyb guľôčky počas mletia. Konečný produkt prášku získaný po 50 hodinách sa použil na potiahnutie substrátu SUS 304 metódou striekania za studena (d).
Pokiaľ ide o povrchy sypkých materiálov (substráty), povrchové inžinierstvo zahŕňa návrh a úpravu povrchov (substrátov) tak, aby poskytovali určité fyzikálne, chemické a technické vlastnosti, ktoré nie sú obsiahnuté v pôvodnom sypkom materiáli. Niektoré vlastnosti, ktoré možno účinne zlepšiť povrchovými úpravami, zahŕňajú odolnosť proti oderu, oxidáciu a odolnosť proti korózii, koeficient trenia, biologickú inertnosť, elektrické vlastnosti a tepelnú izoláciu, aby sme vymenovali aspoň niektoré. Známe je vylepšenie kvality povrchu pomocou chemických alebo mechanických techník. jednoducho definovaná ako jedna alebo viacero vrstiev materiálu umelo nanesených na povrch hromadného predmetu (substrát) vyrobeného z iného materiálu. Nátery sa teda používajú čiastočne na dosiahnutie niektorých požadovaných technických alebo dekoratívnych vlastností, ako aj na ochranu materiálov pred očakávanými chemickými a fyzikálnymi interakciami s okolitým prostredím23.
Na nanášanie vhodných povrchových ochranných vrstiev s hrúbkou od niekoľkých mikrometrov (pod 10-20 mikrometrov) do viac ako 30 mikrometrov alebo dokonca niekoľko milimetrov je možné použiť mnoho metód a techník. Vo všeobecnosti možno procesy nanášania rozdeliť do dvoch kategórií: (i) metódy mokrého nanášania, vrátane galvanického pokovovania, bezprúdové pokovovanie a žiarové zinkovanie vrátane metód povrchového zinkovania, fyzikálne zinkovanie, fyzikálne zinkovanie, fyzikálne spájkovanie, metódy nanášania párom chemické nanášanie pár (CVD), techniky tepelného striekania a novšie techniky striekania za studena 24 (obr. 1d).
Biofilmy sú definované ako mikrobiálne spoločenstvá, ktoré sú ireverzibilne pripojené k povrchom a sú obklopené vlastnými extracelulárnymi polymérmi (EPS). Tvorba povrchovo zrelého biofilmu môže viesť k významným stratám v mnohých priemyselných odvetviach, vrátane potravinárskeho priemyslu, vodných systémov a zdravotníckeho prostredia. U ľudí, keď sa vytvárajú biofilmy, je viac ako 80 % prípadov mikrobiálnych infekcií (vrátane biobaktérií) ťažko liečiteľných, mikroorganizmov a enterobaktérií. filmy sú údajne 1000-krát odolnejšie voči liečbe antibiotikami v porovnaní s planktónovými bakteriálnymi bunkami, čo sa považuje za hlavnú terapeutickú výzvu. Historicky sa používali antimikrobiálne povrchové náterové materiály odvodené od konvenčných organických zlúčenín. Hoci takéto materiály často obsahujú toxické zložky, ktoré sú potenciálne rizikové pre ľudí,25,26 môžu pomôcť vyhnúť sa prenosu baktérií a zničeniu materiálu.
Široká rezistencia baktérií voči antibiotickej liečbe v dôsledku tvorby biofilmu viedla k potrebe vyvinúť účinný antimikrobiálny povrch potiahnutý membránou, ktorý možno bezpečne aplikovať27. Vývoj fyzikálneho alebo chemického antiadhézneho povrchu, na ktorý sa bakteriálnym bunkám bráni viazať sa a vytvárať biofilmy vďaka adhézii, je prvým prístupom v tomto procese27. Druhou technológiou je vývoj povlakov, ktoré sú potrebné presne v koncentrovaných množstvách, ktoré umožňujú dodávať antimikrobiálne látky na mieru. vývoj jedinečných náterových materiálov, ako sú grafén/germánium28, čierny diamant29 a uhlíkové povlaky podobné diamantom dopované ZnO30, ktoré sú odolné voči baktériám, čo je technológia, ktorá maximalizuje vývoj toxicity a odolnosti v dôsledku tvorby biofilmu. Okrem toho povlaky, ktoré obsahujú germicídne chemikálie na povrchy, aby poskytovali dlhodobú ochranu pred bakteriálnou kontamináciou, sú čoraz populárnejšie tri antimikrobiálne účinky. ich vlastný súbor obmedzení, ktoré by sa mali zohľadniť pri vývoji aplikačných stratégií.
Produktom, ktoré sú v súčasnosti na trhu, bráni nedostatočný čas na analýzu a testovanie ochranných náterov na biologicky aktívne zložky. Spoločnosti tvrdia, že ich produkty poskytnú užívateľom požadované funkčné aspekty;to však bolo prekážkou úspechu produktov, ktoré sú v súčasnosti na trhu.Zlúčeniny odvodené od striebra sa používajú v drvivej väčšine antimikrobiálnych terapií, ktoré sú teraz dostupné pre spotrebiteľov.Tieto produkty sú vyvinuté na ochranu používateľov pred potenciálne nebezpečnými účinkami mikroorganizmov. Oneskorený antimikrobiálny účinok a súvisiaca toxicita zlúčenín striebra zvyšuje tlak na výskumníkov, aby vyvinuli menej škodlivú alternatívu, ktorá by mala byť celosvetovo protiúčinná, a stále pôsobí proti agresívnemu prostrediu. .Je to kvôli súvisiacim rizikám pre zdravie aj bezpečnosť.Objavenie antimikrobiálneho činidla, ktoré je menej škodlivé pre ľudí, a zistenie, ako ho začleniť do náterových substrátov s dlhšou skladovateľnosťou, je veľmi žiadaným cieľom38.Najnovšie antimikrobiálne a antibiofilmové materiály sú navrhnuté tak, aby zabíjali baktérie na blízko, či už priamym kontaktom alebo po tom, čo sa účinná látka uvoľní na povrch, a to prostredníctvom inhibície povrchovej vrstvy. alebo zabíjaním baktérií zásahom do bunkovej steny.
Povrchová úprava je v podstate proces umiestňovania ďalšej vrstvy na povrch komponentu, aby sa zlepšili vlastnosti súvisiace s povrchom. Cieľom povrchového náteru je prispôsobiť mikroštruktúru a/alebo zloženie blízkej povrchovej oblasti komponentu39. Techniky povrchového náteru možno rozdeliť do rôznych metód, ktoré sú zhrnuté na Obr. 2a. Nátery možno rozdeliť do kategórií tepelných, chemických, fyzikálnych a elektrochemických podľa použitej metódy.
(a) Vložka zobrazujúca hlavné výrobné techniky použité pre povrch a (b) vybrané výhody a nevýhody techniky striekania za studena.
Technológia striekania za studena má mnoho podobností s konvenčnými metódami striekania za studena. Existujú však aj niektoré kľúčové základné vlastnosti, vďaka ktorým je proces striekania za studena a materiály striekania za studena obzvlášť jedinečné. Technológia striekania za studena je stále v plienkach, ale má svetlú budúcnosť. V určitých aplikáciách ponúkajú jedinečné vlastnosti striekania za studena veľké výhody, ktoré prekonávajú prirodzené obmedzenia typických metód tepelného striekania. Poskytuje spôsob, ako prekonať významné obmedzenia tradičného tepelného striekania, ktoré sa musí na tento tradičný substrát nataviť. proces nanášania nie je vhodný pre materiály veľmi citlivé na teplotu, ako sú nanokryštály, nanočastice, amorfné a kovové sklá40, 41, 42. Okrem toho materiály na nanášanie tepelným striekaním vždy vykazujú vysokú úroveň pórovitosti a oxidov. Technológia striekania za studena má oproti technológii žiarového striekania mnoho významných výhod, ako napríklad (i) minimálny vstup tepla do substrátu, (ii) pevnosť v raste, neprítomnosť fázy premeny substrátu, výber zrnitosti, neprítomnosť fázy väzby 39i (Obr.2b).Okrem toho majú náterové materiály striekaním za studena vysokú odolnosť proti korózii, vysokú pevnosť a tvrdosť, vysokú elektrickú vodivosť a vysokú hustotu41.Na rozdiel od výhod procesu striekania za studena má použitie tejto techniky stále určité nevýhody, ako je znázornené na obrázku 2b.Pri nanášaní čistých keramických práškov, ako sú Al2O3, TiO2, ZrO2/WC atď., nemožno použiť iný spôsob nanášania keramiky na ručné striekanie ako surový kompozitný materiál. ide o iné metódy tepelného striekania. Komplikované povrchy a vnútorné povrchy rúr je stále ťažké striekať.
Vzhľadom na to, že cieľom súčasnej práce je použiť kovové sklovité prášky ako surové náterové materiály, je jasné, že konvenčné žiarové striekanie nemožno na tento účel použiť. Je to preto, že kovové sklovité prášky kryštalizujú pri vysokých teplotách1.
Väčšina nástrojov používaných v lekárskom a potravinárskom priemysle je vyrobená z austenitických zliatin nehrdzavejúcej ocele (SUS316 a SUS304) s obsahom chrómu medzi 12 a 20 % hm. na výrobu chirurgických nástrojov. Všeobecne sa uznáva, že použitie kovového chrómu ako legujúceho prvku v oceľových zliatinách môže výrazne zlepšiť odolnosť štandardných zliatin proti korózii, napriek ich vysokej odolnosti voči korózii3, táto nehrdzavejúca oceľ nevykazuje vysokú odolnosť proti korózii. s ich vysokou odolnosťou proti korózii. Potom je možné predvídať rozvoj infekcie a zápalu, ktorý je spôsobený najmä priľnutím a kolonizáciou baktérií na povrchu biomateriálov z nehrdzavejúcej ocele. Značné ťažkosti môžu nastať v dôsledku značných ťažkostí spojených s priľnavosťou baktérií a dráhami tvorby biofilmu, čo môže viesť k zhoršeniu zdravia, čo môže mať mnohé následky, ktoré môžu priamo alebo nepriamo ovplyvniť ľudské zdravie.
Táto štúdia je prvou fázou projektu financovaného Kuwait Foundation for the Advancement of Science (KFAS), zmluva č. 2010-550401, na preskúmanie realizovateľnosti výroby kovových sklovitých Cu-Zr-Ni ternárnych práškov pomocou MA technológie (tabuľka 1) na výrobu antibakteriálneho filmu/SUS304, druhá fáza projektu elektrochemickej ochrany proti korózii sa začne v januári 203. podrobne o charakteristikách a mechanických vlastnostiach systému. Pre rôzne druhy baktérií sa vykonajú podrobné mikrobiologické testy.
V tomto článku sa diskutuje o vplyve obsahu legujúceho prvku Zr na schopnosť tvarovania skla (GFA) na základe morfologických a štrukturálnych charakteristík. Okrem toho sa diskutovalo aj o antibakteriálnych vlastnostiach práškového laku na kovové sklo s povlakom/kompozitu SUS304. Okrem toho sa súčasná práca vykonala na preskúmanie možnosti štrukturálnej transformácie práškov z kovového skla, ktorá sa vyskytuje počas striekania za studena, reprezentatívnych systémov podchladeného skla3 ​​v oblasti podchladeného skla 0Ni20L V tejto štúdii boli použité zliatiny kovového skla 0 a Cu50Zr20Ni30.
V tejto časti sú prezentované morfologické zmeny elementárnych Cu, Zr a Ni práškov pri nízkoenergetickom guľovom mletí. Ako ilustratívne príklady budú ako reprezentatívne príklady použité dva rôzne systémy pozostávajúce z Cu50Zr20Ni30 a Cu50Zr40Ni10. Proces MA možno rozdeliť do troch odlišných stupňov, ako ukazuje metalografická charakterizácia prášku vyrobeného počas mletia (obr. 3).
Metalografické charakteristiky práškov z mechanickej zliatiny (MA) získaných po rôznych fázach času mletia v guľovom mlyne. Snímky práškov MA a Cu50Zr40Ni10 získané po nízkoenergetickom guľovom frézovaní v trvaní 3, 12 a 50 h sú zobrazené v (a), (c) a (e) pre Cor0Ni, zatiaľ čo na snímkach systému Core, Cure30Zr, Emisná skenovacia elektrónová mikroskopia (FE-SEM) v rovnakom systéme Cu50Zr40R2. 0 Systém Ni10 odobratý po čase je znázornený v (b), (d) a (f).
Počas guľového mletia je efektívna kinetická energia, ktorá sa môže preniesť na kovový prášok, ovplyvnená kombináciou parametrov, ako je znázornené na obr. 1a. Patria sem kolízie medzi guľôčkami a práškami, tlakové šmyky prášku uviaznutého medzi alebo medzi mlecími médiami, náraz padajúcich guľôčok, šmyk a opotrebovanie spôsobené ťahom prášku medzi pohybujúcim sa guľovým mlecím médiom a rázová vlna prechádzajúca cez padajúce guľôčky sa šíria a Cu1 prášok v dôsledku zaťaženia plodiny. zváranie za studena v ranom štádiu MA (3 h), výsledkom čoho sú veľké práškové častice (>1 mm v priemere). Tieto veľké kompozitné častice sa vyznačujú tvorbou hrubých vrstiev legujúcich prvkov (Cu, Zr, Ni), ako je znázornené na obr. 3a,b. Zvýšenie času MA na 12 h (medzistupeň) malo za následok zvýšenie kinetickej energie guľového mlyna (rozklad na prášok bez jemného prášku, ako je znázornený 20 práškový kompozit). Obr. 3c, d. V tomto štádiu aplikovaná šmyková sila vedie k vytvoreniu nového kovového povrchu s jemnými Cu, Zr, Ni náznakovými vrstvami, ako je znázornené na obr. 3c, d. V dôsledku zjemňovania vrstiev dochádza na rozhraní vločiek k reakciám tuhej fázy, aby sa vytvorili nové fázy.
Na vrchole procesu MA (po 50 hodinách) bola vločkovitá metalografia len slabo viditeľná (obr. 3e,f), ale vyleštený povrch prášku vykazoval zrkadlovú metalografiu. To znamená, že proces MA je ukončený a došlo k vytvoreniu jedinej reakčnej fázy. Elementárne zloženie oblastí indexovaných na obr. energeticky disperzná röntgenová spektroskopia (EDS) (IV).
V tabuľke 2 sú elementárne koncentrácie legujúcich prvkov znázornené ako percento celkovej hmotnosti každej oblasti vybranej na obr. 3e, f. Pri porovnaní týchto výsledkov s východiskovými nominálnymi zloženiami Cu50Zr20Ni30 a Cu50Zr40Ni10 uvedenými v tabuľke 1 je možné vidieť, že zloženia týchto dvoch finálnych produktov majú veľmi podobné hodnoty pre relatívne hodnoty 3 uvedených oblastí, ako sú uvedené nižšie na obr. neznamená výrazné zhoršenie alebo kolísanie v zložení každej vzorky z jednej oblasti do druhej. Dôkazom toho je skutočnosť, že nedochádza k žiadnej zmene zloženia z jednej oblasti do druhej. To poukazuje na výrobu homogénnych práškových zliatin, ako je uvedené v tabuľke 2.
Mikrosnímky FE-SEM konečného produktu Cu50(Zr50−xNix) prášku boli získané po 50 MA-krát, ako je znázornené na obr. 4a–d, kde x je 10, 20, 30 a 40 at. %, v tomto poradí. ako je znázornené na obrázku 4.
Morfologické charakteristiky práškov Cu50(Zr50−xNix) získaných po MA čase 50 h. Pre systémy Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30, Cu50Zr10Ni40 sú FE-SEM snímky práškov MAc získané po 50, resp.
Pred naplnením práškov do dávkovača pre striekanie za studena boli najskôr 15 minút sonikované v etanole analytickej kvality a potom 2 hodiny sušené pri 150 °C. Tento krok sa musí vykonať, aby sa úspešne bojovalo s aglomeráciou, ktorá často spôsobuje mnohé významné problémy počas procesu poťahovania. Po dokončení procesu MA sa vykonali ďalšie charakterizácie, aby sa preskúmala homogenita mikropráškov zliatiny 5-FE a zodpovedajúci obrázok SDS. Legujúce prvky Zr a Ni zliatiny Cu50Zr30Ni20 získané po 50 hodinách času M. Treba poznamenať, že prášky zliatiny vyrobené po tomto kroku sú homogénne, pretože nevykazujú žiadne fluktuácie zloženia nad subnanometrovou úrovňou, ako je znázornené na obrázku 5.
Morfológia a lokálna elementárna distribúcia prášku MG Cu50Zr30Ni20 získaného po 50 MA krát pomocou FE-SEM/energetickej disperznej röntgenovej spektroskopie (EDS). (a) SEM a röntgenové EDS mapovanie (b) Cu-Kα, (c) Zr-Lα a (d) Ni-Kα snímok.
Obrazce XRD mechanicky legovaných práškov Cu50Zr40Ni10, Cu50Zr30Ni20, Cu50Zr20Ni30 a Cu50Zr20Ni30 získaných po MA čase 50 h sú znázornené na obr. 6a–d. Po tomto štádiu mletia všetky vzorky vykazovali charakteristické dimorfné štruktúry s polovičnou koncentráciou Zr6. Obr.
XRD obrazce práškov (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni30 a (d) Cu50Zr20Ni30 po MA čase 50 h. Všetky vzorky bez výnimky vykazovali obrazec halo difúzie, čo naznačuje tvorbu amorfnej fázy.
Poľná emisná transmisná elektrónová mikroskopia s vysokým rozlíšením (FE-HRTEM) sa použila na pozorovanie štrukturálnych zmien a pochopenie lokálnej štruktúry práškov, ktoré sú výsledkom mletia v guľovom mletí v rôznych časoch MA. FE-HRTEM snímky práškov získaných po počiatočnom (6 h) a strednom (18 h) štádiu mletia pre Cu50Zr30Ni20 a Cu50Zr40c jasný prášok, sú zobrazené na obrázku pole 7Acording. (BFI) prášku vyrobeného po MA​​ 6 hodinách, prášok je zložený z veľkých zŕn s dobre definovanými hranicami prvkov fcc-Cu, hcp-Zr a fcc-Ni a nie sú žiadne známky toho, že by sa vytvorila reakčná fáza, ako je znázornené na obr. 7a. Okrem toho korelovaný vybraný plošný difrakčný obrazec (SADP) odhalil difrakčný obrazec (SADP) (SADP) indikujúci prítomnosť stredovej oblasti (obr. diff 7). veľké kryštály a neprítomnosť reaktívnej fázy.
Lokálna štrukturálna charakterizácia MA prášku získaného po skorých (6 h) a stredných (18 h) štádiách. (a) Poľná emisná transmisná elektrónová mikroskopia s vysokým rozlíšením (FE-HRTEM) a (b) zodpovedajúci vybraný plošný difrakčný obrazec (SADP) prášku Cu50Zr30Ni20 po ošetrení MA počas 6 hodín.
Ako je znázornené na obr. 7c, predĺženie trvania MA na 18 hodín viedlo k závažným defektom mriežky v kombinácii s plastickou deformáciou. Počas tohto prechodného štádia procesu MA prášok vykazuje rôzne defekty, vrátane chýb vrstvenia, defektov mriežky a bodových defektov (obr. 7). Tieto defekty spôsobujú, že sa veľké zrná rozdelia pozdĺž hraníc zŕn na podzrná s veľkosťou menšou ako 20 nm (obr. 7).
Lokálna štruktúra prášku Cu50Z30Ni20 mletého počas 36 hodín MA času má tvorbu ultrajemných nanozŕn uložených v amorfnej jemnej matrici, ako je znázornené na obr. 8a. Lokálna analýza EDS ukázala, že tieto nanoklastre zobrazené na obr. 8a boli spojené s nespracovanými zliatinovými prvkami Cu, Zr a Ni v práškovej forme. 4 at.% (bohatá oblasť), čo naznačuje tvorbu heterogénnych produktov. Okrem toho zodpovedajúce SADP práškov získaných po mletí v tomto štádiu vykazujú halo-difundujúce primárne a sekundárne prstence amorfnej fázy, ktoré sa prekrývajú s ostrými hrotmi spojenými s týmito surovými legovacími prvkami, ako je znázornené na obr. 8b.
Miestne štruktúrne vlastnosti prášku Cu50Zr30Ni20 nad 36 hodín. (a) Obraz v jasnom poli (BFI) a zodpovedajúci (b) SADP prášku Cu50Zr30Ni20 získaný po mletí počas 36 hodín MA času.
Na konci procesu MA (50 h), Cu50(Zr50−xNix), X;Prášky s 10, 20, 30 a 40 at.% majú vždy labyrintovú morfológiu amorfnej fázy, ako je znázornené na obr. 9a–d. V zodpovedajúcom SADP každého zloženia nebolo možné detegovať ani bodové difrakcie, ani ostré prstencové vzory. To naznačuje, že nie sú prítomné žiadne nespracované difrakčné kryštalické kovy, ale je skôr použitý amorfný kryštalický prášok SADP. na vývoj amorfných fáz v materiáli konečného produktu.
Lokálna štruktúra konečného produktu systému MG Cu50 (Zr50−xNix).FE-HRTEM a korelované nanolúčové difrakčné obrazce (NBDP) (a) Cu50Zr40Ni10, (b) Cu50Zr30Ni20, (c) Cu50Zr20Ni50Zi30 a (c) Cu50Zr20Ni50Zi d) získané po MA0401
Tepelná stabilita teploty skleného prechodu (Tg), oblasti podchladenej kvapaliny (ΔTx) a kryštalizačnej teploty (Tx) ako funkcia obsahu Ni (x) v amorfnom systéme Cu50(Zr50−xNix) bola skúmaná pomocou diferenciálnej skenovacej kalorimetrie (DSC) vlastností pri prietoku plynu He. Prášky amorfnej zliatiny i40 získané po MA čase 50 hodín sú znázornené na obr. 10a, b, e, v tomto poradí. Zatiaľ čo krivka DSC amorfného Cu50Zr20Ni30 je znázornená oddelene na obr. 10c. Medzitým je vzorka Cu50Zr30Ni20 zahriata na ~700 °C na obr. DSC1
Tepelná stabilita práškov Cu50(Zr50−xNix) MG získaných po MA čase 50 h, ako je indexovaná teplotou skleného prechodu (Tg), teplotou kryštalizácie (Tx) a oblasťou podchladenej kvapaliny (ΔTx). Prášky zliatin Ni30 a (e) Cu50Zr10Ni40 MG po čase MA 50 h. Obrazec rôntgenovej difrakcie (XRD) vzorky Cu50Zr30Ni20 zahriatej na ~700 °C v DSC je znázornený v (d).
Ako je znázornené na obrázku 10, krivky DSC všetkých kompozícií s rôznymi koncentráciami Ni (x) označujú dva rôzne prípady, jeden endotermický a druhý exotermický. Prvý endotermický dej zodpovedá Tg, zatiaľ čo druhý súvisí s Tx. Oblasť horizontálneho rozpätia, ktorá existuje medzi Tg a Tx, sa nazýva oblasť podchladenej kvapaliny (ΔTx = Tx Tx – Tx4 Obr. 10a), umiestnené pri 526 °C a 612 °C, posúvajú obsah (x) na 20 at.% smerom k nízkej teplote 482 °C a 563 °C so zvyšujúcim sa obsahom Ni (x), ako je znázornené na obrázku 10b. Zr30Ni20 (obr. 10b). Pre zliatinu MG Cu50Zr40Ni10 bolo tiež pozorované, že hodnoty Tg, Tx a ΔTx klesli na úroveň 447 °C, 526 °C a 79 °C (obr. 10b). To naznačuje, že zvýšenie tepelnej stability Ni v zliatine vedie k zníženiu tepelnej stability zliatiny 5In. Zliatina MG Cu50Zr20Ni30 je nižšia ako zliatina MG Cu50Zr40Ni10;napriek tomu jeho Tx vykazuje porovnateľnú hodnotu s prvým (612 °C). Preto ATx vykazuje vyššiu hodnotu (87 °C), ako je znázornené na obr. 10c.
Systém MG Cu50(Zr50−xNix), berúc ako príklad zliatinu MG Cu50Zr20Ni30, kryštalizuje cez ostrý exotermický pík do kryštálových fáz fcc-ZrCu5, ortorombickej-Zr7Cu10 a ortorombickej-ZrNi (obr. 10c). Obr. 0d), ktorý sa zahrial na 700 °C v DSC.
Obrázok 11 ukazuje fotografie zhotovené počas procesu striekania za studena uskutočneného v súčasnej práci. V tejto štúdii sa ako antibakteriálne suroviny použili kovové častice prášku podobné sklu syntetizované po MA čase 50 hodín (ako príklad Cu50Zr20Ni30) a doska z nehrdzavejúcej ocele (SUS304) bola potiahnutá technológiou striekania za studena a pri technológii tepelného striekania bola zvolená najpoužívanejšia séria pre technológiu tepelného striekania. metastabilné materiály citlivé na teplotu, ako sú amorfné a nanokryštalické prášky, ktoré nepodliehajú fázovým prechodom. Toto je hlavný faktor pri výbere tejto metódy. Proces striekania za studena sa vykonáva s využitím vysokorýchlostných častíc, ktoré premieňajú kinetickú energiu častíc na plastickú deformáciu, napätie a teplo pri dopade na substrát alebo predtým uložené častice.
Fotografie v teréne ukazujú postup striekania za studena použitý pre päť po sebe idúcich príprav náteru MG/SUS 304 pri 550 °C.
Kinetická energia častíc, a tým aj hybnosť každej častice vo formácii povlaku, sa musí premeniť na iné formy energie prostredníctvom mechanizmov, ako je plastická deformácia (počiatočné interakcie častice a častice v substráte a interakcie častíc), void Konsolidácia, rotácia častica-častica, napätie a nakoniec teplo 39. Okrem toho, ak nie všetky prichádzajúce, čo znamená, že kinetická energia je po náraze premenená na elastickú spätnú energiu. Poukázalo sa na to, že 90 % energie nárazu aplikovanej na materiál častica/substrát sa premení na lokálne teplo 40. Okrem toho, keď sa aplikuje nárazové napätie, dosahujú sa vysoké rýchlosti plastickej deformácie v oblasti kontaktu častica/substrát vo veľmi krátkom čase41,42.
Plastická deformácia sa vo všeobecnosti považuje za proces disipácie energie alebo konkrétnejšie za zdroj tepla v oblasti rozhrania. Zvýšenie teploty v oblasti rozhrania však zvyčajne nestačí na vytvorenie medzifázového tavenia alebo na výraznú podporu atómovej interdifúzie. Žiadna publikácia známa autorom neskúma vplyv vlastností týchto kovových sklovitých práškov na adhéziu prášku a nanášanie za studena, ku ktorému dochádza pri použití metód striekania za studena.
BFI prášku zliatiny MG Cu50Zr20Ni30 je možné vidieť na obr. 12a, ktorý bol nanesený na substráte SUS 304 (obr. 11, 12b). Ako je možné vidieť na obrázku, potiahnuté prášky si zachovávajú svoju pôvodnú amorfnú štruktúru, pretože majú jemnú labyrintovú štruktúru bez akýchkoľvek kryštalických prvkov alebo kryštálov, čo naznačuje prítomnosť defektov na inej mriežke. 12c znázorňuje indexovaný difrakčný obrazec nanolúčov (NBDP) spojený s oblasťou I (obr. 12a). Ako je znázornené na obr. 12c, NBDP vykazuje slabý halo difúzny obrazec amorfnej štruktúry a koexistuje s ostrými plochami kubického štvoruholníka ZrO2 s veľkou kryštalickou fázou. sa pripisuje oxidácii prášku pri prechode z dýzy striekacej pištole do SUS 304 pod holým nebom pod nadzvukovým prúdením. Na druhej strane, devitrifikáciou kovových sklovitých práškov sa dosiahlo vytvorenie veľkých kubických fáz po spracovaní striekaním za studena pri 550 °C počas 30 minút.
(a) Snímka FE-HRTEM MG práškového náteru na (b) substráte SUS 304 (vložený obrázok). Index NBDP kruhového symbolu zobrazeného v (a) je zobrazený v (c).
Na overenie tohto potenciálneho mechanizmu tvorby veľkých kubických nanočastíc Zr2Ni sa uskutočnil nezávislý experiment. V tomto experimente sa prášky nastriekali zo striekacej pištole pri 550 °C v smere k substrátu SUS 304;avšak na objasnenie účinku žíhania práškov sa tieto odstránili z prúžku SUS304 čo najrýchlejšie (asi 60 sekúnd). Uskutočnil sa ďalší súbor experimentov, v ktorých sa prášok odstránil zo substrátu asi 180 sekúnd po nanesení.
Obrázky 13a,b znázorňujú snímky tmavého poľa (DFI) získané skenovaním transmisnou elektrónovou mikroskopiou (STEM) dvoch nastriekaných materiálov nanesených na substráty SUS 304 po dobu 60 s a 180 s. Práškový obrázok nanesený po dobu 60 sekúnd nemá žiadne morfologické detaily, ukazuje nevýraznosť (obr. 13a). maximá reakcie zobrazené na obrázku 14a. Tieto indikujú absenciu metastabilnej/mezofázovej precipitácie, kde si prášok zachováva svoju pôvodnú amorfnú štruktúru. Naproti tomu prášok nastriekaný pri rovnakej teplote (550 °C), ale ponechaný na substráte 180 s, vykazoval precipitáciu zŕn nano veľkosti, ako je naznačené šípkami na obr. 13b.